冷轧变形对航空航天汽车工业用亚稳β型Ti-B20钛合金低温相变行为的影响

亚稳β型钛合金具有高比强度、优异抗疲劳性、耐腐蚀等优点,被广泛应用于航空航天、汽车工业等领域[1-3]。对于亚稳β型钛合金而言,其一系列优良性能主要取决于热处理过程中β基体析出的亚稳过渡相或稳定α相的分布、形态、体积分数和尺寸[4-6]。

当热处理温度较低时,亚稳β型钛合金一般优先形成亚稳等温ω相,亚稳等温ω相通常为降低力学性能的不利因素,但这些ω相可以通过等温时效转变为其他亚稳相或平衡的α相,在基体中均匀、弥散析出,从而使合金得到明显的强化[7-8]。但钛合金相变和微观组织演变是复杂多变的,因此,为了获得综合性能良好的合金,有必要对亚稳β型钛合金低温热处理过程中相变行为进行深入的研究。

对β型钛合金而言,冷轧变形是其最主要的应用方式,但其在冷轧过程中会形成大量位错,在变形较大时还出现了一定亚结构,引起合金点阵畸变和晶格扭曲[9-10]。冷变形过程形成的晶体缺陷必然会对后续热处理过程产生一定的影响,但相关研究主要集中在冷轧变形对次生α相的影响规律上[11-13]。

Ti-B20合金是西北有色金属研究院以“临界钼当量条件下的多元强化”为原则设计的轻质高强亚稳β型钛合金,是作为航空航天等工程领域结构件的潜在材料而研发的[14-15]。作为一种新型的亚稳β型钛合金,目前关于该合金的研究主要集中在等温压缩变形、热轧成型过程中的组织演变及其对力学性能的影响方面[16-18]。为了提高该合金的综合力学性能,促进合金的开发利用,本文将冷变形与低温时效技术相结合,对其低温时效过程中的相变规律展开研究。

1、实验材料及方法

本实验采用的材料为通过真空自耗电弧炉熔炼后锻造的高强亚稳β型Ti-B20合金。为了消除锻造应力,获得均匀的单β相组织,对锻造棒材进行850℃固溶处理,时间为1h,保温结束后水淬冷却至室温(缩写:WQ)。随后对固溶试样进行变形量为10%和50%的室温轧制变形处理。为了研究冷轧变形对Ti-B20合金低温时效相变行为的影响,从固溶板材和50%冷轧变形量板材(分别简称为ST和CR50)上切取合适尺寸的试样,采用电阻炉进行时效处理,时效温度为300~450℃,保温时间为1~4h。

同时,为了进一步研究ω→α相变,根据相关研究,在时效温度为300和350℃时,增加了部分10%冷轧变形量试样(CR10)。合金的热处理工艺示意图如图1所示,具体时效工艺参数如表1所示。

利用RukerD8Advance型X射线衍射仪(XRD)对不同工艺下的合金相组成进行测定,采用Gx51型光学显微镜(OM)、SUPRA40型扫描电镜(SEM)、G2F20型透射电镜(TEM)对固溶态、冷轧态及时效处理的合金试样的组织形貌进行观察。

2、结果与分析

2.1　固溶及变形试样的物相分析

固溶态Ti-B20合金及经过不同变形量冷轧后的板材XRD图谱如图2所示。由图2可知,ST试样、CR10及CR50试样均由单一β相组成,合金在冷轧过程表现出较高的相稳定性,没有产生孪晶或者相变。

2.2　300℃时效过程中物相及组织演变

图3为不同状态Ti-B20合金经300℃时效后的XRD图谱。由图3(a)可知,ST试样在300℃时效1h后,XRD图谱中只有β相衍射峰,对应于(110)β、(200)β和(211)β,没有观察到ω和α相所对应衍射峰,说明此时合金依然由单一β相组成。当时效时间延长至2h时,衍射峰强度发生了一定变化,但种类没有发生变化,说明此时依然没有达到ω和α相析出条件。随着时效时间进一步延长至4h,衍射峰种类发生了明显变化,除了β相所对应的衍射峰外,还出现了ω相所对应的衍射峰,但β相所对应的衍射峰较强,表明此时发生了β→ω转变,但试样组织依然以β相为主。图3(b)为CR10试样和CR50试样在300℃时效1h后的XRD图谱,其衍射峰种类与ST试样在300℃时效1h后的存在明显的区别。

CR10试样时效1h后,XRD图谱中除了β相所对应的衍射峰外,还存在(220)ω所对应衍射峰,说明此时基体β相和析出相ω共同存在。对于CR50试样,其在时效1h后,ω相所对应衍射峰明显减弱,出现了α相所对应衍射峰,说明此时发生了ω→α转变。

对比不同状态Ti-B20合金在300℃时效后的XRD图谱可知:ST试样在300℃时效2h后依然只有单一基体β相,4h后才看到明显存在的ω相。而CR10试样,在300℃时效1h后,组织中已出现了ω相,而CR50试样,在300℃时效1h后,组织中不但有ω相,还出现了α相,同时ω相相比于CR10试样有所减弱。由此可以说明:冷轧变形对低温时效过程

相变的发生具有较大的影响,且变形量越大,影响越大。

当时效温度较低时,合金相变驱动力不足,基体β相无法直接析出α相,需要先析出中间相等温ω相[19-20]。合金在冷轧变形过程中,存在一定的晶体缺陷,可以有效地降低β→ω和ω→α的形核势垒,促进相变的发生,且变形程度越大,相变越快,导致CR50试样在时效1h后已明显地存在α相。

为了进一步分析300℃时效过程中合金相变行为及其析出相形貌和分布,采用透射电镜(TEM)对ST试样和CR10、CR50试样进行微观组织观察。图4为ST试样经300℃时效不同时间后的TEM形貌。对于时效2h后的ST试样,由明场像(图4a)和[111]β晶带轴的选区衍射花样(图4b)可知,此时组织中只存在β基体,但通过暗场图像,观察到少量ω相,说明此时ST试样发生了β→ω转变,但析出相过于细小且其数量较少,其较弱衍射信息被基体掩盖,其选区电子衍射(SAED)斑点中只看到基体对应斑点。由图4(d)可知,ST试样在300℃时效4h后,基体上分布着一定量的细小析出相,图4(e)对应于图4(d)在[011]β晶带轴下的选区电子衍射花样,从图中观察到在1/3和2/3{112}β位置存在衍射斑点,根据相关文献可知,这些衍射斑点是由ω形成的[21-23]。图4(f)为图4(e)中虚线圆圈标记的ω相所对应的暗场形貌,从图中可以观察到,大量细小的ω相弥散分布在β基体中。ω相和β相之间的位向关系为:(0220)ω∥(011)β,二者之间的这种位向关系与Chen等[24-26]关于β型钛合金的研究结果是一致的。

图5为CR10试样和CR50试样在300℃时效1h后的TEM形貌。对于CR10试样,从[110]β晶带轴下选区电子衍射花样(图5a)可知,在β相衍射斑点的1/3和2/3位置处存在ω相衍射斑点,说明此时基体上已经有ω相存在。虚线圆圈ω1和实线圆圈ω2相所对应的暗场像形貌如图5(b)和5(c)所示,少量析出相分布在基体中,其尺寸非常细小,不甚明显。图5(d)为[111]β晶带轴下选区电子衍射花样,由图可知,此时合金组织中不存在析出相α。对于CR50试样,在[110]β晶带轴下的选区电子衍射花样中,除了β所对应衍射斑点(图5e中实线方框区域)外,还存在ω相所对应衍射斑点(图5e中虚线圆圈区域),同时,在β相衍射斑点的1/2处存在很弱衍射斑点迹象(图5e中实线圆圈区域),可能为α相所对应的衍射斑点,但由于时效时间较短,不甚明显。图5(f)为图5(e)中虚线圆圈处对应的暗场像,基体上分布着一定量的析出相,同时析出相的数量和尺寸较图5(b)和5(c)中有所增加。

图5(g)为疑似α析出相所在区域的高分辨透射电镜(HRTEM)图像,确认了图5(e)中实线圆圈处为α析出相所对应衍射斑点,证实了CR50试样300℃时效1h后,合金组织中存在α析出相。

2.3　350℃时效过程中物相及组织演变

图6为不同状态Ti-B20合金经350℃时效后的XRD图谱。通过图6(a)可知,ST试样在350℃时效1h后,合金中以β相为主,同时出现了(220)ω相,说明此时已经发生了β→ω相的转变,但是ω相所对应的衍射峰很弱,表示ω相的含量很小,这是由于此时相变刚刚开始,转变量很少。当时效时间延长至2h时,ω相所对应的衍射峰有所增加,说明随着时效时间的延长,β→ω相变不断发生,ω相含量不断增加,随着时效时间的继续延长,ω析出相的含量持续增加。对比ST试样在300℃和350℃时效下XRD图谱可知,时效温度的升高,加快了ω相的形核析出。

图6(b)为CR10试样和CR50试样在350℃时效1h后的XRD图谱。由图6(b)可知,CR10试样时效1h后,除了β所对应衍射峰外,还出现了(220)ω和(110)α所对应的衍射峰,即此时合金相组成为β+ω+α,说明此时合金中β→ω和ω→α两种相变均有发生,且ω→α相变还未完成。对于CR50试样,在350℃时效1h后,XRD图谱中只出现β相和α相所对应的衍射峰,说明此时合金相组成为β+α,相比于CR10试样,不但(110)α相所对应的衍射强度有所增强,还出现(100)α相所对应衍射峰,说明此时α相的含量高于CR10试样。冷轧试样在350℃时效过程中物相变化与300℃时效过程中物相变化规律类似,即冷轧变形促进了时效过程中析出相的形核析出,加快了β→ω和ω→α的转变过程,且变形量越大,促进效果越强。

图7为ST试样经350℃时效不同时间后的TEM形貌。当时效时间为1h时,由明场像可以看出(图7a),β基体中分布着一定量析出相,但是不甚明显,通过图7(b)中[011]β晶带轴的选区衍射花样可以确定,此时合金中除了β基体,还存在着一定量的ω析出相,但是ω衍射斑点不太清晰,这是ω含量过少导致的。图7(c)为图7(b)中虚线圆圈区域所对应的暗场像,从中可以看出,β基体分布着一定量的细小ω相,由于时效时间较短,析出相的分布不太均匀,且尺寸很小。图7(d)为析出相所对应的HRTEM图像,图7(e)为7(d)中白色方框区域的傅里叶转换(FFT)图,在图上可以明显地看到ω和β所对应的衍射斑点,即ω和β共存,HRTEM图及FFT图再次验证了ω的存在。ST试样经过2h时效处理后,如图7(f)~7(h)所示,其形貌和时效1h类似,均为β基体上分布着一定量的细小ω相,但是由于时效时间延长,β→ω相变更加充分,组织中ω相含量更多,其形貌更加明显。

图8(a~e)为CR10试样在350℃时效1h后的TEM形貌。由图8(a)明场像可以看出,β基体中分布着一定量析出相,成球状和针状。图8(b)为CR10试样[011]β晶带轴的SAED,从图中可以看到,和CR10试样300℃时效1h后的SAED斑点类似,在1/3{112}β、2/3{112}β和1/2{112}β处出现衍射斑点,根据前文及相关文献可知,1/3{112}β、2/3{112}β处的斑点为ω相所对应的,1/2{112}β处的衍射斑点为α相所对应的斑点,衍射斑点确认了此时存在两种析出相,合金相组成为β+ω+α。图8(c)为图8(b)中用虚线圆圈区域ω1衍射斑点的暗场像,图8(d)为图8(b)中用实线圆圈区域ω2衍射斑点的暗场像,由两图可知,ω1和ω2形态是一样的,均为细小的球状,但是二者的排布方向有一定差别,呈现约为60°夹角,这也与衍射花纹之间的夹角是一致的,说明此时ω相出现了两种择优取向(ω1和ω2)。图8(e)为图8(b)中用实线方框区域α衍射斑点所对应的暗场像,由图可知,此时针状α析出相呈网篮交叉分布在基体上,α尺寸明显大于ω,长度约为100nm。图8(f)为CR50试样时效1h后TEM暗场像,由图可知,冷轧试样在350℃时效时,随冷轧变形量的增加,α析出相同样明显长大,即增大变形量均可促进α相的析出长大。

ST试样在350℃时效1h后相组成为β+ω,而CR10试样经相同时效处理后,除了ω析出相,还出现了明显的针状α相,说明冷轧变形促进了350℃时效时析出相的形成,这一规律与300℃时效时是类似的。同时,CR10试样在300℃时效1h后,ω析出数量很少,尺寸也很小,而当时效温度升高至350℃后,析出相的数量明显增加,同时其尺寸有所长大,清晰可见,说明随着温度的升高,β→ω和β→α的转变速度明显加快。

2.4　400℃/450℃时效过程中物相及组织变化

图9为ST试样和CR50试样经400和450℃时效1h后的XRD图谱。由图9可知,ST试样经过400℃时效1h后,其XRD图谱中衍射峰分别对应(110)β、(200)β、(211)β和(220)ω,即此时试样相组成为β+ω。当时效温度升高到450℃时,出现了α相,说明此时已经达到了ST试样中析出α相的临界条件。对于CR50试样,当时效温度为400℃

时,合金的相组成为β+α,与350℃时一样,但此时(100)α和(110)α相所对应的衍射强度有所增强,同时出现了(112)α相所对应的衍射峰,衍射峰的强度和数量可以在一定程度上表征相的数量,衍射峰的变化说明此时α相的含量明显增加。当时效温度升高至450℃时,衍射峰的种类再次增加,出现了(101)α和(102)α相所对应衍射峰,说明随时效温度升高,从β基体中析出的α相数量继续增加。

图10为ST试样和CR50试样经400和450℃时效1h后的显微组织。对于ST试样,由XRD分析可知,当时效温度为400℃时,从β基体上析出了一定量的ω相,但在图10(a)中却只观察到基体,其组织与固溶组织基本一致,没有其他相,这主要是由于ω相过于细小,通过光学显微镜无法分辨导致的。当时效温度升高到450℃时,组织中出现明显的“灰色区域”,根据XRD结果可知,这些灰色区域为α析出相聚集区域。对于CR50试样,当时效温度为400℃时,合金晶粒依然为沿轧制变形方向拉长的变形晶粒,说明此时合金没有发生再结晶,同时在晶界处和滑移带附近出现一定的“灰色区域”,表明在晶界等晶体缺陷处有析出相优先生成。当时效温度升高至450℃时,晶粒形状没有发生变化,但组织中“灰色区域”明显增加,表明此时析出相的数量有所增加。

图11为ST试样和CR50试样经450℃时效1h后的SEM形貌。由图11可知,当时效温度为450℃时,对于ST试样,α相在晶界(Grainboundary,简称GB)处优先析出,呈片状,由晶界向晶内生长,析出相长度约为2μm,同时晶粒内部存在大量无析出区域。

相同时效条件下,CR50试样的析出相则相对均匀,不存在明显无析出相区,同时析出相的数量明显较多,但析出相尺寸相对细小。根据XRD可知,ST试样在400℃时效1h后有ω相从基体中析出,但是由于尺寸过小,通过OM无法观察到,因此采用TEM对其形貌及分布进行进一步分析,图12为ST试样经400℃时效1h后的TEM形貌。由图12(a)中[011]β晶带轴的选区衍射花样可知,合金组织中除了基体β相,还存在一定数量的ω析出相,图12(b)为图12(a)中虚线圆圈部位所对应的暗场像,由此确认了ω相的存在,同时从暗场像可以看出ω析出相呈球状,尺寸小于10nm。

3、结论

1)固溶态Ti-B20合金在低温时效时,亚稳β相中优先析出过渡等温ω相,同时由于ω相的自适应调节,ω析出相呈两种取向(ω1和ω2),二者之间呈一定夹角;随着时效时间及温度的变化,等温ω相不断长大并向α相转变,当时效时间为1h,时效温度升高至450℃时,ω相消失;

2)合金在冷轧变形过程中形成的位错等晶体缺陷,降低了合金相变的所需能量,促进了ω相形成,缩小了ω相存在温度区间;

3)ST试样、CR10试样和CR50试样在350℃时效1h的相组成分别为β+ω、β+ω+α和β+α;CR10试样中β、ω、α的取向关系为:[011]β∥[2110]ω∥[0001]α。

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